Etat de l’art des contacts ohmiques du HEMT AlGa /Ga

La réalisation des contacts ohmiques pour les HEMT AlGaN/GaN est basée sur celles adoptées pour n-GaN. Pour cette raison, nous faisons un résumé sur la réalisation des contacts ohmiques sur n-GaN avant de parler de l’état de l’art de la réalisation les contacts ohmiques sur le gaz 2D d’électrons de l’hétérojonction AlGaN/GaN.

- Contact ohmique sur n-Ga

L’ancrage du niveau de Fermi n’est pas systématique à la surface du n-GaN (Tableau II-1). Dans le cas idéal (pas d’états de surface), le contact ohmique peut être réalisé sur n-GaN en choisissant les métaux dont le travail de sortie est plus faible que celui du n-GaN. L’aluminium (φ_Al = 4.28eV [30]) et le titane (φ_Ti = 4.33eV [30]) sont les premiers choix car leur travail de sortie est très proche de l’affinité électronique du GaN (χ_Ga@ = 4.1eV) [31], ce qui permet d’avoir la configuration d’un contact ohmique (φ_m < φ_s) (Figure

II-8).

Les premiers contacts ohmiques sur n-GaN (3.10¹⁸cm^-3) ont été obtenus par un simple dépôt d’aluminium par Foresi et Moustakas [31]. Néanmoins, les contacts sont assez résistifs avec la résistance spécifique de l’ordre de 10^-3Ωcm2

. Ce résultat prouve que la surface GaN de cette étude ne présente pas (ou très peu) d’états de surface, donc pas d’ancrage du niveau de Fermi.

Cependant, les contacts par un dépôt simple d’aluminium sur n-GaN (~10¹⁷cm^-3) ne sont pas ohmiques dans le travail de Lin et al [32]. Les contacts ne deviennent ohmiques qu’avec une résistance spécifique de l’ordre 10^-3Ωcm2

lorsqu’ils ajoutent une couche de titane entre n-GaN et aluminium. De plus, après un recuit de 900⁰C pendant 30s sous azote,

la résistance du contact n-GaN/Ti/Al diminue de 3 ordres de grandeur et atteint 8.10^-6ΩΩcmΩΩ 2

. Cette réduction significative de la résistance est ainsi expliquée par la forte réaction entre le titane et le GaN à haute température pour former le semi-métallique TiN. La consommation d’azote pour former le TiN, se traduit par une augmentation de la densité de lacune d’azote dans le GaN sous le métal. Les lacunes de nitrure jouant le rôle du dopage n dans le GaN, la région sous le métal devient fortement dopée n et forme la configuration nécessaire pour favoriser les courants tunnels et donc réduire la résistance du contact. Le recuit à haute température est donc nécessaire pour réduire la résistance des contacts n-GaN/Ti/Al.

L’empilement Ti/Al est ensuite devenue la métallisation la plus adaptée pour les contacts ohmiques sur n-GaN. En effet, les contacts n-GaN/Al est assez résistifs, les contacts n-GaN/Ti nécessitent une température de recuit élevée (>900⁰C) pour avoir une faible résistance, les contacts n-GaN/Ti/Al nécessitent un recuit rapide (15s) à température moins élevée (600⁰C) et sont les moins résistifs [33]. L’amélioration des contacts par Ti/Al par rapport aux contacts par Titane seule est expliquée dans les travaux de B. P. Luther et

al [33] et B. Van Deale et al [34].

B. P. Luther et al [33] a montré que lors du recuit, l’aluminium diffuse à travers le titane et se trouve à l’interface n-GaN/métal. Il suppose que le travail de sortie de la phase intermétallique Ti-Al est faible (similaire à celui d’aluminium) ce qui diminue la barrière du contact et favorise le passage des courants. Selon B. Van Deale et al [34], la forte réaction entre Ti et GaN lors du recuit crée des cavités sous le TiN ce qui dégrade la surface de contact. En présence d’aluminium dans le contact (i.e. Al/Ti sur GaN), la réaction diminue et une très mince couche (0,5nm) de TiN a été observée et sans formation de cavités au dessous [34].

Cependant, Ti et Al sont sensibles à l’oxydation. A la surface du contact, Al2O3 peut se former et rendre le contact très résistif. De plus, l’aluminium tend à faire des bulles lors du recuit à cause de sa faible température de fusion (600⁰C), ce qui rend la morphologie de la surface du contact Ti/Al assez rugueuse [20][21]. L’or a été choisi pour protéger les contacts de ces problèmes pour sa très faible oxydation et sa température de fusion élevée (1063⁰C) [20]. De plus la faible résistivité de l’or est favorable pour la prise de contact.

Mais l’or peut diffuser à travers l’empilement Ti/Al lors du recuit et se retrouve à l’interface métal/n-GaN. Le contact Au/n-GaN peut être Schottky à cause du travail de sortie élevé de l’or (4,8eV [21]). Sa présence peut donc dégrader le contact [21]. Pour éviter ce problème, on ajoute une couche de métal entre l’or et l’aluminium. Le métal est choisi tel qu’il soit imperméable à l’or et à l’aluminium. Ainsi il supprime la diffusion de l’or vers l’intérieur du contact et de l’aluminium vers l’extérieur. Il est appelé « barrière de diffusion ». Plusieurs métaux ont été utilisés à cet effet : Pt [21], Ti [35][36], Mo[37], Ni [38], Pd [39] ….

En conclusion, les contacts ohmiques les moins résistifs sur n-GaN sont réalisés par un empilement Ti/Al/métal/Au suivi d’un recuit entre 750 – 900⁰C. Le choix de la barrière de diffusion (noté « métal » dans l’empilement ci-dessus) ainsi que l’épaisseur de chaque couche métallique ne font pas consensus. Au contraire, elles présentent de fortes variations dans la littérature.

- Contact ohmique du HEMT AlGA /Ga

La réalisation des contacts ohmiques optimisés sur n-GaN (voir la description ci-dessus), est ainsi appliquée pour réaliser les contacts ohmiques sur le gaz 2D d’électrons à l'interface AlGaN/GaN.

Compte tenu du fait que la barrière en AlGaN n’est pas dopée et que le gaz 2D d’électrons est séparé de la surface libre par une barrière de potentiel à la fois haute (1,6 - 1,7eV) (Tableau II-1) et épaisse (25-30nm), la diminution de l’épaisseur de la barrière pour approcher le métal au gaz 2D d’électrons est nécessaire pour favoriser le courant tunnel. L’épaisseur de la barrière peut être réduite par une gravure sèche ou par l’augmentation de la formation de TiN (réaction en phase solide) [40]-[42]. La gravure par RIE ou ICP à base de chlore (SiCl4, BCl3/Cl2) est couramment utilisée. Cette gravure est essentielle pour le bon contact car non seulement elle réduit l’épaisseur de la barrière, mais aussi elle élimine la surface oxydée et crée les lacunes d’azote à la surface. La surface après gravure devient donc dopée de type n [38][43]. De plus, la surface rugueuse après la gravure augmente la surface de contact et favorise la diffusion du titane dans l’(Al)GaN [20][44]. La gravure par le plasma fluoré est aussi abordée dans la littérature. Ce plasma peut créer plus de lacunes d’azote à la surface grâce à la formation des volatiles NFx. Zhou et al. [45] ont obtenu des contacts ohmiques dont la résistance spécifique est de 5,85.10^-7Ω.cm2

avec une gravure sèche utilisant à la fois du fluor et du chlore (CCl₂F₂).

Il existe une épaisseur minimale de la barrière en AlGaN (~ 5nm) pour que le gaz bi-dimensionnel d’électrons existe à l’interface AlGaN/GaN [26]-[28][46]. La profondeur de gravure totale (profondeur gravée par plasma et épaisseur d’AlGaN consommée pour former la couche de TiN) ne doit pas dépasser cette valeur critique. D’autre part, la formation de TiN dépend fortement de l’épaisseur de la couche titane, du rapport Ti/Al dans l’empilement de la métallisation, du taux d’aluminium dans l’AlGaN, du temps et de la température de recuit [47]-[49]. L’optimisation de la consommation de la barrière AlGaN est donc le point-clef de la mise au point de contacts peu résistifs. Elle devra trouver un compromis maximiser le courant tunnel (barrière fine, forte densité électronique dans le gaz bi-dimensionnel).

Le choix du métal barrière dans l’empilement Ti/Al/métal/Au est aussi important. Plusieurs études ont montré que ce métal n’est pas simplement une barrière d’inter-diffusion entre les couches d’or, de titane et d’aluminium, car il réagit aussi avec ces métaux et a une influence sur la fiabilité du contact. La première métallisation de type Ti/Al/métal/Au a été réalisée en Ti/Al/Ni/Au sur n-GaN par Zhifang Fan en 1996 [38]. La résistance spécifique obtenue dans ce travail (8,9.10^-8Ωcm2

) est environ deux ordres de grandeur plus faible que celles obtenues sur n-GaN avec l’empilement Ti/Al [32]. Mais cette étude a également montré la dégradation du contact par la diffusion de nickel dans GaN. La diffusion de nickel peut être réduite en augmentant l’épaisseur de la couche d’aluminium. Dong-Feng Wang [36] a remplacé la barrière en nickel par une barrière en titane. Ce choix résout à la fois le problème de diffusion de la barrière et l’excès d’aluminium. En effet, l’aluminium est entièrement transformé en phase intermétallique Ti-Al grâce aux deux couches de titane qui l’entourent. Il n’y a pas d’effet de bullage caractéristique des recuits de l’aluminium, la surface de contact reste lisse. D’autre part,

Ching-Ting Lee et al. [21] ont montré la stabilité thermique à long terme en utilisant la barrière en platine. La résistance spécifique de contact (7.10^-6Ωcm2

) reste stable malgré des recuits de plus de 600min à 750⁰C, 540min à 850⁰C, et 60min à 950⁰C. L’empilement Ti/Al/Pd/Au [39] marque un record de la résistance du contact sur n-GaN (4,21.10^-8Ω.cm2

) avec un recuit à faible température (500⁰C) pendant 8min. Le contact a une bonne stabilité thermique. Le temps moyen pour que la résistance spécifique augmente de 50% à 150⁰C est de 1,22.10¹²h. La tendance récente est l’utilisation d’une barrière de diffusion en molybdène. La température de fusion de molybdène est significativement plus élevée que celle du nickel, du titane, du palladium et du platine. En outre, les diagrammes de phases

binaires montrent que l’or a moins 1% de solubilité dans le molybdène à la température de recuit de 850⁰C, tandis que sa solubilité dans le titane et dans le platine est nettement plus élevée. Elle peut atteindre 100% (totalement mélangé) dans le nickel et le palladium. La barrière en molybdène est très stable thermiquement : la résistance spécifique n’est pas dégradée après un recuit à 500⁰C pendant 360h [37]. Fitih M. Mohammed et al. [50] compare les contacts Ti/Al/métal/Au sur l’AlGaN/GaN òu la couche « métal » est e titane, molybdène, platine, iridium, nickel, tantale et niobium. Les résultats montrent que les contacts à faible résistance peuvent être obtenus avec toutes ces barrières à des températures de recuit différentes. Mais la morphologie de surface et la définition des bords de contact sont différentes. Les meilleurs cas ont été réalisés avec les empilements Ti/Al/Mo/Au et Ti/Al/Pt/Au.

La désoxydation de la surface juste avant la métallisation est une étape indispensable pour obtenir des contacts ohmiques de faible résistance, car l’élimination de la surface oxydée diminue la hauteur de la barrière Schottky et la profondeur de la zone déplétée sous le contact [51]. Les solutions couramment utilisées pour désoxyder la surface d’(Al)GaN sont BOE, l’eau régale ou le HCl. X. J. Zhou et al. [45] montre que le contact traité par immersion pendant 2 minutes dans du BOE bouillant a une résistance plus faible que celui traité pendant 2min dans HCl 50% ou dans l’eau régale bouillante. De son côté, E. F. Chor

et al. [39] a montré que la désoxydation par HCl (10min, dans la solution (1)HCl -:- (1)H₂O) n’est pas efficace. En effet l’adhésion entre métal et semi-conducteur n’est pas bonne : soit le métal est décollé au lift-off, soit des bulles se forment après le recuit. Tandis que le contact désoxydé dans l’eau régale bouillante (10min, dans la solution (1)HNO₃ -:- (3)HCl) a une bonne adhésion, une bonne morphologie de surface et des caractéristiques électriques supérieures. Cependant, les meilleurs performances sont obtenues pour des concentrations de solution et des temps de traitement qui diffèrent selon les auteurs.

Les travaux de Liang Wang et al. [52][53] donnent une vision plus claire sur la formation du contact Ti/Al/Mo/Au sur n-GaN et AlGaN/GaN. Dans le cas de n-GaN, une couche de TiN (5-20nm d’épaisseur) se forme continument à l’interface métal/n-GaN (Figure II-11a). Dans le cas d’AlGaN/GaN, le TiN peut se former de deux façons différentes. La manière la plus courante est la formation d’îlots discrets de TiN le long des dislocations. Ces îlots de TiN pénètrent de 30 – 40nm dans le GaN (sous la barrière AlGaN) et ont la largeur comprise entre 40 et 150nm (Figure II-11b). La deuxième manière est la

formation d’une couche granulaire de TiN à l’interface métal/AlGaN (Figure II-11b). L’épaisseur de cette couche est d’environ 5-7nm, et les grains mesurent environ 10nm.

La différence de la formation de TiN dans les cas de GaN et d’AlGaN/GaN est due à la différence d’enthalpie entre GaN et AlGaN [52]. En effet, la vitesse de la formation de TiN sur l’AlGaN est inférieure à celle sur GaN, ce qui cause la formation préférentielle des îlots de TiN et la formation secondaire de couches granulaires dans le cas de l’hétérostructure AlGaN/GaN. Il n’y a pas de différence de vitesse de formation dans le GaN massif, la couche TiN se forme de façon régulière sur GaN [52].

a) b)

Figure II-11 : Image Low magnification Z-contrast du contact Ti/Al/Mo/Au sur n-Ga@ (a) et AlGa@/Ga@ (b) après le recuit à 850°C pendant 30s dans l’ambiant de @2. Les dislocations sont

indiquées par les flèches blanches [52].

Ces travaux de Liang Wang et al. montrent l’échec du rôle de barrière de diffusion de molybdène dans les deux cas de n-GaN et AlGaN/GaN. La couche de molybdène semble être morcelée en particules par le recuit. L’or diffuse à l’intérieur et se trouve autour des îlots de TiN et en dessous de la couche de TiN (les tâches blanches autour des îlots de TiN et en dessous de la couche de TiN dans la Figure II-11). Dans le cas d’AlGaN/GaN, la diffusion de l’aluminium vers l’extérieur rend la surface du contact rugueuse et couverte d’une couche oxydée d’environ 30nm (Figure II-11b). Le mélange Au–Al à la surface contient moins de 20% d’aluminium. Il s’agit bien d’une solution solide d’aluminium dans l’or et non pas une phase intermétallique.

La résistance spécifique obtenue par cet empilement Ti/Al/Mo/Au 15/60/35/50nm, sur n-GaN et AlGaN/GaN est de l’ordre 10^-7Ω.cm2

[37][54]. Ces bons résultats prouvent que la présence de l’or dans la région de contact ne dégrade pas le contact.

GaN, le contact est assuré par le courant tunnel et la baisse de la hauteur de barrière Schottky. Sur AlGaN/GaN, le contact est assuré par le courant tunnel à travers la barrière AlGaN et surtout le courant direct à travers les îlots de TiN. Ce mécanisme est appelé “épineux” et il est illustré dans la Figure II-12.

Figure II-12 : Schéma du mécanisme de contact “épineux” [52].

Le mécanisme “épineux” a aussi été observé par Yuvaraj Dora [55]. Dans ce travail, les contacts ohmiques sur des MESFET en GaN et des HEMTS AlGaN/GaN sont réalisés avec un empilement de Ti/Al/Ni/Au 20/120/30/50nm, recuit à 870⁰C. Le métal est ensuite enlevé par deux solutions HF:HNO₃=1:1 et HCl:HNO₃=3:1. La surface après l’élimination du métal est observée par Microscope Optique et l’AFM. Dans le cas d’AlGaN/GaN, la trace du métal est nette, la surface est très rugueuse avec des creux en forment d’épines d’environ 100nm de profondeur (Figure II-13). Dans le cas du GaN MESFET, la réaction entre métal et GaN consomme uniformément 25 à 30nm de GaN sans former d’épines. L’auteur suppose aussi que, compte tenu de la plus grande difficulté de créer une couche de TiN sur AlGaN que sur GaN (voir page précédente), la croissance des îlots de TiN est localisée au voisinage des dislocations dans la couche de GaN. Cette inhomogénéité est responsable de ces épines observées.

La dislocation joue un rôle important sur la formation du contact ohmique Ti/Al/métal/Au sur AlGaN/GaN. La formation d’épines est observée avec l’empilement Ti/Al/Mo/Au mais n’est pas observée avec l’empilement Ta/Al/Mo/Au bien que le même process ait été utilisé. La résistance spécifique du contact obtenue avec l’empilement Ti/Al/Mo/Au est de 2,96.10^-7Ωcm2

, un ordre de grandeur de moins par rapport à celle obtenue avec l’empilement Ta/Al/Mo/Au (1,09.10^-6Ωcm2

Figure II-13 : Image Microscope Optique et profil AFM des régions du contact ohmique après l’élimination du métal du : a) HEMT, b)MESFET [55].

Le contact direct sur le gaz bi-dimensionnel d’électrons est aussi reporté par Liang

Wang et al. [56]. La barrière est entièrement gravée et le gaz bi-dimensionnel d’électrons est en contact direct au côté du contact. Le contact a une résistance de 0,26Ω.mm et la résistance spécifique est de 1,7.10^-6Ωcm2

.

Le Tableau II-2 résume les informations principales issues de la littérature sur les process et les résistances de contact ohmique obtenues sur l’hétérostructure AlGaN/GaN.

L’épaisseur de chaque couche métallique dans l’empilement Ti/Al/métal/Au et la condition de recuit sont différentes d’un auteur à l’autre (Tableau II-2). L’optimisation de la métallisation Ti/Al/Ni/Au sur n-AlGaN/GaN est présentée dans le travail de B. Jacobs et

al. [58]. D’abord, le rapport Ti/Al est optimisé en variant l’épaisseur d’aluminium et en fixant l’épaisseur de titane (20nm), de nickel (40nm), et d’or (150nm). Le contact est recuit à 900⁰C pendant 30s sous azote. La plus faible résistance de contact est obtenue pour le rapport Ti/Al égal à 1:6. En maintenant ce rapport, on trouve un minimum de la résistance de contact pour une épaisseur de titane de 30nm. Ensuite, l’optimisation de la température de recuit avec l’empilement Ti/Al/Ni/Au 30/180/40/150nm est faite avec des recuits à 700, 800, 900 et 1000⁰C pendant 30s. Le recuit à 900⁰C donne la plus faible résistance (7,3.10

-7Ωcm²). La dégradation de la résistance par changement d’épaisseur de nickel également été observée dans ce travail.

Yunju Sun [57] reporte une autre façon d’optimiser la métallisation Ti/Al/Ni/Au sur Al0,38Ga0,62N/GaN. L’empilement Ni/Au est fixé à 40/50nm. Le rapport Ti/Al est fixé à 1:5

azote est pratiqué pendant 30, 45, 60 et 75s. La plus faible résistance de contact (0,4Ω.mm) est obtenue pour un rapport Ti/Al 1:5, une épaisseur de titane de 30nm, et un temps de recuit de 30s.

Gravure Recuit TiN ^AlGaN restant Rsh (Ω/) Rc (Ω.mm) ρc (Ω.cm²) ^Réf Ti/Al/Mo/Au 15/60/35/50nm (Contact direct) RIE SiCl₄ ⁸⁵⁰ 0C 30s N₂ ^10nm (Sur GaN) ^{0 -- 0,26 1,7.10} -6 [56] Ti/Al/Mo/Au 15/60/35/50nm RIE SiCl₄ 400V 6 – 7nm 18nm 0,46 6,42.10^-6 Ti/Al/Mo/Au 30/60/35/50nm RIE SiCl₄ 300V 850⁰C 30s N2 20 – 25nm 8 – 11nm 270 0,33 3,7.10^-6 [47] Ti/Al/Mo/Au 15/60/35/50nm RIE SiCl₄ ⁸⁵⁰ 0C 30s N₂ 5 – 7nm 13nm -- -- -- [52] Ti/Al/Mo/Au 15/60/35/50nm RIE SiCl4 ⁸⁵⁰ 0C 30s N₂ -- -- 434 0,17 2,96.10^-7 [54] Ti/Al/Mo/Au 30/150/40/50nm ^{Non 800} 0 C 30s N2 -- -- 600 0,4 -- [57] Ti/Al/Ti/Au 20/120/40/50nm RIE CCl₂F₂ ⁹⁰⁰ 0C 30s N₂ -- -- 481 0,25 5,85.10^-7 [45] Ti/Al/Ni/Au 20/120/30/50nm ^{Non 870} 0C -- -- -- -- -- [55] Ti/Al/Ni/Au 30/180/40/150 ^{Non 900} 0C 30s N₂ -- -- 550 0,2 7,3.10^-7 [58] Ti/Al/Ni/Au 15/220/40/50nm ^{Non 700} 0C 60s Ar -- -- -- -- 2,8.10^-6 [59]

Tableau II-2 Les records de résistance de contacts ohmiques sur l’hétérostructure AlGa@/Ga@.

En conclusion, la formation du contact ohmique Ti/Al/métal/Au sur AlGaN/GaN est basée sur la réaction entre le titane et l’AlGaN pour former une couche de TiN à l’interface métal/AlGaN et des îlots de TiN le long des dislocations. Ceci donne deux mécanismes de conduction : courant tunnel à travers la barrière et courant le long des épines. Ces deux configurations demandent l’optimisation de plusieurs paramètres : le traitement de surface avant le dépôt métallique (gravure, désoxydation), l’épaisseur de chaque métal dans l’empilement, le temps et la température de recuit. La fiabilité du contact dépend du choix du métal barrière. Le molybdène et platine sont, d’après la littérature, les meilleurs candidats.